CN114599813A - 热轧钢板 - Google Patents

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Abstract

一种热轧钢板，具有规定的化学组成，在沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的金属组织中，主相为贝氏体相，第二相为马氏体相或马氏体‑奥氏体混合相，所述第二相的平均粒径为1.5μm以下，所述第二相的全部粒子之中的粒径的大小为前10％以内的粒子的平均粒径为2.5μm以下，(110)<112>取向的极密度为3.0以下，在所述表面～沿板厚方向距所述表面为板厚的1/16位置的金属组织中，(110)<1‑11>取向的极密度为3.0以下。

Description

热轧钢板
技术领域
本发明涉及热轧钢板。具体而言，本发明涉及具有优异的成形性及低温韧性的高强度热轧钢板。
本申请基于在2019年12月9日向日本申请的专利申请2019-222161号要求优先权，在此引用其内容。
背景技术
为了汽车的碰撞安全性的确保及环境负荷降低，钢板的高强度化正在推进。随着钢板的高强度化，成形性降低，因此在高强度(优选980MPa级)钢板中要求成形性的改善。通常，作为成形性的指标，使用延性、扩孔性及弯曲性，但这些特性存在折衷(权衡)的关系，需求延性、扩孔性及弯曲性全部优异的钢板。
另外，在对行走部件等复杂的部件形状进行压制成型时，特别需要延性及扩孔性优异。而且，为了确保冲击特性，有时除了钢板的高强度化以外，也需要低温韧性优异。
在专利文献1中公开了一种高强度热轧钢板，其具有如下组织：将以面积率计为85％以上的贝氏体相作为主相，将以面积率计为15％以下的马氏体相或马氏体-奥氏体混合相作为第二相，剩余部分由铁素体相构成，所述第二相的平均粒径为3.0μm以下，而且原始奥氏体晶粒的平均纵横比为1.3以上且5.0以下，再结晶原始奥氏体粒相对于未再结晶原始奥氏体粒的面积率为15％以下，并且，在热轧钢板中析出的直径小于20nm的析出物以质量％计为0.10％以下，抗拉强度TS为980MPa以上。
在专利文献2中公开了一种高强度热轧钢板，其特征在于，包含以面积率计超过90％的贝氏体相作为主相，或者进一步包含以面积率计合计小于10％的铁素体相、马氏体相及残余奥氏体相之中的1种或2种以上作为第二相，所述贝氏体相的平均粒径为2.5μm以下，且在所述贝氏体相中的贝氏体铁素体粒内析出的Fe系碳化物的间距为600nm以下，抗拉强度TS为980MPa以上。
在专利文献3中公开了一种量产冲裁性优异的高强度热轧钢板，其特征在于，具有如下组织：贝氏体相以体积率计超过92％，贝氏体板条的平均间距为0.60μm以下，并且全部Fe系碳化物之中的在晶粒内析出的Fe系碳化物的个数比率为10％以上。
在专利文献4中公开了一种成形性优异的高强度薄钢板，其特征在于，板厚t的1/8t～3/8t的范围内的Mn微观偏析满足式(1)(0.10≥σ/Mn)，在组织中含有3％以上的平均碳量为0.9％以上的残余奥氏体。
在先技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2017/017933号
专利文献2：国际公开第2015/129199号
专利文献3：日本国特开2014-205888号公报
专利文献4：日本国特开2007-70660号公报
发明内容
在专利文献1中，未考虑弯曲性。本发明人发现，在专利文献1所公开的高强度热轧钢板中，有不能够得到优异的弯曲性的情况，另外，需要进一步提高扩孔性。而且，本发明人发现，在专利文献1所公开的高强度热轧钢板中，有不能够得到优异的低温韧性的情况。
在专利文献2中，没有考虑扩孔性及弯曲性。本发明人发现，在专利文献2所公开的高强度热轧钢板中，有不能够得到优异的扩孔性及弯曲性的情况。
在专利文献3中，为了确保量产冲裁性而使马氏体相、残余奥氏体相的合计低于1％，因此不能够得到充分的强度。
在专利文献4中，在热轧后的冷却中进行空冷来确保3％以上的残余奥氏体。专利文献4所记载的钢板是所谓的TRIP钢板。本发明人发现，在专利文献4所记载的钢板中，需要进一步提高强度及扩孔性。
鉴于上述实际情况，本发明的目的是提供具有优异的强度、延性(延展性)、弯曲性、扩孔性及低温韧性的热轧钢板。
为了解决上述课题，本发明人进行了研究，结果本发明人得到了以下见解(a)～(h)。
(a)通过将金属组织设为单相，能够降低组织间的硬度差，能够抑制组织界面处的空隙的产生，因此能够提高热轧钢板的扩孔性。
(b)在将金属组织设为贝氏体单相的情况下，不能够得到高强度(优选980MPa以上的强度)，因此通过含有期望量的硬质相(马氏体相或马氏体-奥氏体混合相)，能够确保热轧钢板的扩孔性并且得到期望的强度。
(c)通过减小硬质相的全部粒子之中的粒径的大小为前10％以内的粒子的平均粒径，能够进一步提高热轧钢板的扩孔性。
(d)通过将(110)＜112＞取向的极密度设为3.0以下，能够降低各向异性，能够进一步提高热轧钢板的扩孔性。
(e)通过将贝氏体设为主相(90％以上)，能够实现高延性(优选使总伸长率为13.0％以上)，能够得到期望的延性。
(f)为了提高低温韧性，需要抑制由析出强化引起的脆化，特别是，抑制热轧后的冷却中的MC碳化物(特别是TiC)的析出、增大直径20nm以下的MC碳化物的平均间距对于低温韧性的提高是有效的。通过加快热轧后的冷却中的平均冷却速度，能够抑制MC碳化物(特别是TiC)的析出、增大直径20nm以下的MC碳化物的平均间距，能够提高热轧钢板的低温韧性。
(g)通过控制表层(表面～沿板厚方向距表面为板厚的1/16位置)的织构，能够进一步提高热轧钢板的弯曲性。
(h)为了得到上述的金属组织，特别是复合且不可分地控制热轧后的冷却条件及卷取成卷状后的冷却条件是有效的。
基于上述见解而完成的本发明的主旨如下。
(1)本发明的一个方式的热轧钢板，
化学组成以质量％计含有
C：0.040～0.150％、
Si：0.50～1.50％、
Mn：1.00～2.50％、
P：0.100％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.01～0.10％、
N：0.0100％以下、
Ti：0.005～0.150％、
B：0.0005～0.0050％、
Cr：0.10～1.00％、
Nb：0～0.06％、
V：0～0.50％、
Mo：0～0.50％、
Cu：0～0.50％、
Ni：0～0.50％、
Sb：0～0.020％、
Ca：0～0.010％、
REM：0～0.010％、和
Mg：0～0.010％，余量为铁及杂质，
在沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的金属组织中，
以面积率计，主相为90.0～98.0％的贝氏体相，第二相为2.0～10.0％的马氏体相或马氏体-奥氏体混合相，
所述第二相的平均粒径为1.5μm以下，
所述第二相的全部粒子之中的粒径的大小为前10％以内的粒子的平均粒径为2.5μm以下，
(110)<112>取向的极密度为3.0以下，
在所述表面～沿板厚方向距所述表面为板厚的1/16位置的金属组织中，(110)<1-11>取向的极密度为3.0以下。
(2)根据上述(1)所述的热轧钢板，在沿板厚方向距所述表面为板厚的1/4位置处的所述金属组织中，直径20nm以下的MC碳化物的平均间距可以为50nm以上。
(3)根据上述(1)或(2)所述的热轧钢板，所述化学组成以质量％计可以含有选自
Nb：0.005～0.06％、
V：0.05～0.50％、
Mo：0.05～0.50％、
Cu：0.01～0.50％、
Ni：0.01～0.50％、
Sb：0.0002～0.020％、
Ca：0.0002～0.010％、
REM：0.0002～0.010％、和
Mg：0.0002～0.010％
之中的1种或2种以上。
根据本发明的上述方式，能够提供具有优异的强度、延性、弯曲性、扩孔性及低温韧性的热轧钢板。
具体实施方式
以下，对本实施方式的热轧钢板(以下有时简称为钢板)的化学组成及金属组织进行具体说明。但是，本发明不限于本实施方式所公开的构成，能够在不脱离本发明的主旨的范围内进行各种变更。
再者，在以下记载的夹着“～”而记载的数值限定范围中，下限值及上限值包含于该范围。对于表示为“小于”、“超过”的数值，该值不包含于数值范围。关于化学组成的％全部表示质量％。
本实施方式的热轧钢板，化学组成以质量％计含有C：0.040～0.150％、Si：0.50～1.50％、Mn：1.00～2.50％、P：0.100％以下、S：0.010％以下、Al：0.01～0.10％、N：0.0100％以下、Ti：0.005～0.150％、B：0.0005～0.0050％、Cr：0.10～1.00％，余量为铁及杂质。以下，对各元素进行说明。
C：0.040～0.150％
C是通过提高热轧钢板的强度并且提高淬火性而促进贝氏体的生成的元素。为了得到该效果，C含量设为0.040％以上。C含量优选为0.050％以上、0.060％以上。
另一方面，当C含量超过0.150％时，难以控制贝氏体的生成，会大量生成马氏体相或马氏体-奥氏体混合相，热轧钢板的延性和扩孔性这两者或任一者降低。因此，C含量设为0.150％以下。C含量优选为0.140％以下、0.120％以下、0.100％以下。
Si：0.50～1.50％
Si是有助于固溶强化的元素，是有助于热轧钢板的强度提高的元素。另外，Si是抑制在钢中形成碳化物的元素。通过抑制贝氏体相变时的碳化物的形成，在贝氏体相的板条界面形成微细的马氏体相或马氏体-奥氏体混合相。由于存在于贝氏体相中的马氏体相或马氏体-奥氏体混合相微细，因此不会使热轧钢板的扩孔性劣化。为了得到由含有Si带来的上述效果，Si含量设为0.50％以上。Si含量优选为0.55％以上、0.60％以上、0.65％以上。
另一方面，Si也是使韧性降低的元素，当Si含量超过1.50％时，热轧钢板的韧性降低。因此，Si含量设为1.50％以下。Si含量优选为1.30％以下、1.20％以下、1.00％以下。
Mn：1.00～2.50％
Mn在钢中固溶而有助于热轧钢板的强度增加，并且通过提高淬火性来促进贝氏体的生成，提高热轧钢板的扩孔性。为了得到这样的效果，Mn含量设为1.00％以上。Mn含量优选为1.30％以上、1.50％以上。
另一方面，当Mn含量超过2.50％时，难以进行贝氏体的生成控制，马氏体相或马氏体-奥氏体混合相增加，热轧钢板的延性和扩孔性这两者或任一者降低。因此，Mn含量设为2.50％以下。Mn含量优选为2.00％以下、1.95％以下。
P：0.100％以下
P是在钢中固溶而有助于热轧钢板的强度增加的元素。但是，P也是通过在晶界、特别是原始奥氏体晶界偏析并助长由晶界偏析引起的晶界破坏，从而引起热轧钢板的延性、弯曲性及扩孔性降低的元素。P含量优选极力降低，但可容许含有直到0.100％为止的P。因此，P含量设为0.100％以下。P含量优选为0.090％以下、0.080％以下。
P含量优选设为0％，但若降低至小于0.0001％，则制造成本上升，因此P含量也可以设为0.0001％以上。P含量优选为0.001％以上、0.010％以上。
S：0.010％以下
S是对焊接性以及铸造时及热轧时的制造性造成不良影响的元素。S与Mn结合而形成粗大的MnS。该MnS使热轧钢板的弯曲性及扩孔性劣化，助长延迟破坏的产生。S含量优选极力降低，但可以容许含有直到0.010％为止的S。因此，S含量设为0.010％以下。S含量优选为0.008％以下、0.007％以下。
S含量优选设为0％，但若降低至小于0.0001％，则制造成本上升，在经济上不利，因此S含量也可以设为0.0001％以上。S含量优选为0.001％以上。
Al：0.01～0.10％
Al是作为脱氧剂发挥作用从而对提高钢的洁净度有效的元素。为了得到该效果，Al含量设为0.01％以上。Al含量优选为0.02％以上。
另一方面，若过量地含有Al，则引起氧化物系夹杂物的增加，热轧钢板的扩孔性降低。因此，Al含量设为0.10％以下。Al含量优选为0.08％以下、0.06％以下。
N：0.0100％以下
N是在钢中形成粗大的氮化物的元素。该氮化物使热轧钢板的弯曲性及扩孔性劣化，并且使耐延迟破坏特性劣化。因此，N含量设为0.0100％以下。N含量优选为0.0080％以下、0.0060％以下、0.0050％以下。
若将N含量降低至小于0.0001％，则引起制造成本的大幅增加，因此N含量也可以设为0.0001％以上。N含量优选为0.0005％以上、0.0010％以上。
Ti：0.005～0.150％
Ti是在奥氏体相高温区域(奥氏体相区域中的高温区域及比奥氏体相区域高的温度区域(铸造的阶段))形成氮化物的元素。通过含有Ti，BN的析出得到抑制，B成为固溶状态，由此能够得到贝氏体的生成所需的淬火性。其结果是，能够提高热轧钢板的强度及扩孔性。另外，Ti在热轧时在钢中形成碳化物而抑制原始奥氏体晶粒的再结晶。为了得到这些效果，Ti含量设为0.005％以上。Ti含量优选为0.020％以上、0.030％以上、0.050％以上、0.080％以上。
另一方面，当Ti含量超过0.150％时，原始奥氏体粒难以再结晶，轧制织构发达，由此热轧钢板的扩孔性降低。因此，Ti含量设为0.150％以下。Ti含量优选为0.120％以下。
B：0.0005～0.0050％
B是在原始奥氏体晶界偏析，抑制铁素体的生成及生长，有助于热轧钢板的强度及扩孔性提高的元素。为了得到这些效果，B含量设为0.0005％以上。B含量优选为0.0007％以上、0.0010％以上。
另一方面，即使超过0.0050％地含有B，上述效果也饱和。因此，B含量设为0.0050％以下。B含量优选为0.0030％以下、0.0025％以下。
Cr：0.10～1.00％
Cr是在钢中形成碳化物而有助于热轧钢板的高强度化，并且通过提高淬火性而促进贝氏体的生成，促进在贝氏体晶粒内的Fe系碳化物的析出的元素。为了得到这些效果，Cr含量设为0.10％以上。Cr含量优选为0.30％以上、0.40％以上、0.50％以上。
另一方面，当Cr含量超过1.00％时，变得容易生成马氏体相或马氏体-奥氏体混合相，热轧钢板的扩孔性和延性这两者或任一者降低。因此，Cr含量设为1.00％以下。Cr含量优选为0.80％以下、0.70％以下。
本实施方式的热轧钢板的化学组成的其余量(剩余部分)可以是Fe及杂质。在本实施方式中，所谓杂质是指从作为原料的矿石、废料、或制造环境等混入的成分、或者在不对本实施方式的热轧钢板的特性造成不良影响的范围内容许的成分。
本实施方式的热轧钢板，也可以代替Fe的一部分而含有下述元素作为任意元素。不含有下述任意元素的情况下的含量的下限为0％。以下，对各任意元素进行详细说明。
Nb：0～0.06％
Nb是具有在热轧时形成碳化物而抑制奥氏体的再结晶的效果，有助于热轧钢板的强度提高的元素。为了可靠地得到该效果，Nb含量优选设为0.005％以上。Nb含量更优选设为0.015％以上。
另一方面，当Nb含量超过0.06％时，原始奥氏体晶粒的再结晶温度变得过高，织构发达，有热轧钢板的扩孔性降低的情况。因此，Nb含量设为0.06％以下。Nb含量优选为0.04％以下。
V：0～0.50％
V是具有在热轧时形成碳氮化物而抑制奥氏体的再结晶的效果，有助于热轧钢板的强度提高的元素。为了可靠地得到该效果，V含量优选设为0.05％以上。V含量更优选设为0.10％以上。
另一方面，当V含量超过0.50％时，原始奥氏体晶粒的再结晶温度变高，精轧结束后的奥氏体晶粒的再结晶温度变高，由此织构发达，有热轧钢板的扩孔性降低的情况。因此，V含量设为0.50％以下。V含量优选为0.25％以下。
Mo：0～0.50％
Mo是通过提高淬火性而促进贝氏体相的形成，有助于热轧钢板的强度及扩孔性的提高的元素。为了可靠地得到该效果，Mo含量优选设为0.05％以上。Mo含量更优选设为0.10％以上。
另一方面，当Mo含量超过0.50％时，变得容易生成马氏体相或马氏体-奥氏体混合相，有热轧钢板的延性和扩孔性这两者或任一者降低的情况。因此，Mo含量设定0.50％以下。Mo含量优选为0.30％以下。
Cu：0～0.50％
Cu是在钢中固溶而有助于热轧钢板的强度增加的元素。另外，Cu是通过提高淬火性而促进贝氏体相的形成，有助于热轧钢板的强度及扩孔性的提高的元素。为了可靠地得到这些效果，Cu含量优选设为0.01％以上。Cu含量更优选设为0.02％以上。
另一方面，当Cu含量超过0.50％时，有引起热轧钢板的表面性状降低的情况。因此，Cu含量设为0.50％以下。Cu含量优选为0.20％以下。
Ni：0～0.50％
Ni是在钢中固溶而有助于热轧钢板的强度增加的元素。另外，Ni是通过提高淬火性而促进贝氏体相的形成，有助于热轧钢板的强度及扩孔性的提高的元素。为了可靠地得到这些效果，Ni含量优选设为0.01％以上。Ni含量更优选设为0.02％以上。
另一方面，当Ni含量超过0.50％时，变得容易生成马氏体相或马氏体-奥氏体混合相，有热轧钢板的弯曲性和扩孔性这两者或任一者降低的情况。因此，Ni含量设为0.50％以下。Ni含量优选为0.20％以下。
Sb：0～0.020％
Sb具有在板坯加热阶段抑制板坯表面的氮化的效果。通过含有Sb，板坯表层部的BN的析出得到抑制。为了可靠地得到该效果，Sb含量优选设为0.0002％以上。Sb含量更优选设为0.001％以上。
另一方面，即使超过0.020％地含有Sb，上述效果也饱和，因此Sb含量设为0.020％以下。
Ca：0～0.010％
Ca是控制硫化物系夹杂物的形状、提高热轧钢板的延性及扩孔性的元素。为了可靠地得到该效果，Ca含量优选设为0.0002％以上。Ca含量更优选设为0.001％以上。
另一方面，当Ca含量超过0.010％时，有引起热轧钢板的表面缺陷、生产率降低的情况。因此，Ca含量设为0.010％以下。Ca含量优选为0.008％以下。
REM：0～0.010％
REM与Ca同样，是控制硫化物系夹杂物的形状、提高热轧钢板的延性及扩孔性的元素。为了可靠地得到该效果，REM含量优选设为0.0002％以上。REM含量更优选设为0.001％以上。
另一方面，当REM含量超过0.010％时，钢的洁净度恶化，热轧钢板的扩孔性和弯曲性这两者或任一者降低。因此，REM含量设为0.010％以下。REM含量优选为0.008％以下。
在此，REM是指由Sc、Y及镧系元素构成的合计17种元素，上述REM的含量是指这些元素的含量的合计。在镧系元素的情况下，工业上以混合稀土合金(misch metal)的形式添加。
Mg：0～0.010％
Mg是通过微量含有而能够控制硫化物的形态的元素。为了可靠地得到该效果，Mg含量优选设为0.0002％以上。Mg含量更优选设为0.0005％以上。
另一方面，当Mg含量超过0.010％时，会引起因粗大的夹杂物的形成而导致的冷成形性的降低。因此，Mg含量设为0.010％以下。Mg含量优选为0.008％以下。
热轧钢板的化学组成通过一般的分析方法来测定即可。例如，使用ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry)进行测定即可。再者，C及S使用燃烧-红外线吸收法进行测定即可，N使用非活性气体熔解-热传导率法进行测定即可。
接着，对本实施方式的热轧钢板的金属组织进行说明。
本实施方式的热轧钢板，在沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的金属组织中，以面积率计，主相为90.0～98.0％的贝氏体相，第二相为2.0～10.0％的马氏体相或马氏体-奥氏体混合相，所述第二相的平均粒径为1.5μm以下，所述第二相的全部粒子之中的粒径的大小为前10％以内的粒子的平均粒径为2.5μm以下，(110)<112>取向的极密度为3.0以下，在所述表面～沿板厚方向距所述表面为板厚的1/16位置的金属组织中，(110)<1-11>取向的极密度为3.0以下。
再者，在本实施方式中，规定沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的主相和第二相的种类、第二相的平均粒径、以及(110)<112>取向的极密度的原因在于，该位置的金属组织显示出钢板的代表性的金属组织。另外，规定金属组织的位置优选为板宽度方向(板横向)中央位置。
以下，对各规定进行说明。
贝氏体相(主相)：90.0～98.0％
本实施方式的热轧钢板以贝氏体相为主相。作为主相的贝氏体相的面积率为90.0％以上。此外，在本实施方式中，主相意指面积率为90.0％以上。
所谓贝氏体相是指板条状的贝氏体铁素体和在贝氏体铁素体之间和/或内部具有Fe系碳化物的组织。贝氏体铁素体与多边形铁素体不同，形状为板条状且在内部具有比较高的位错密度，因此能够使用SEM、TEM来与其他组织容易地区别。
为了实现高强度(优选为980MPa以上的抗拉强度)并提高扩孔性，需要将贝氏体相设为主相。当贝氏体相的面积率小于90.0％时，起因于与第二相的硬度差的扩孔性的降低变得显著。因此，贝氏体相的面积率设为90.0％以上。优选为92.0％以上、93.0％以上。
另一方面，当贝氏体相的面积率超过98.0％时，有不能够成为高强度(优选抗拉强度为980MPa以上)的情况，因此贝氏体相的面积率设为98.0％以下。优选为96.0％以下、95.0％以下。
马氏体相或马氏体-奥氏体混合相(第二相)：2.0～10.0％
本实施方式的热轧钢板，将马氏体相或马氏体-奥氏体混合相作为第二相。所谓马氏体相是指板条状的晶粒的集合，是指在晶粒的内部铁碳化物的伸长方向为两个以上的组织。所谓马氏体-奥氏体的混合相也被称为岛状马氏体(MA：Martensite-Austeniteconstituent)，意指由马氏体和残余奥氏体这两者构成的组织。
第二相的面积率越高，越能够提高热轧钢板的抗拉强度。当第二相的面积率小于2.0％时，不能够得到期望的抗拉强度。因此，第二相的面积率设为2.0％以上。优选为3.0％以上、4.0％以上、5.0％以上。
另一方面，当第二相的面积率超过10.0％时，不能够得到期望的扩孔性及延性。因此，第二相的面积率设为10.0％以下。优选为9.0％以下、8.0％以下、7.0％以下。
在本实施方式的热轧钢板中，除了贝氏体相及第二相以外，也可以含有5％以下的铁素体。但是，由于不需要必须包含铁素体，因此铁素体的面积率可以为0％。
以下，对金属组织的面积率的测定方法进行说明。
首先，从热轧钢板以能够观察与轧制方向正交的板厚截面且沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置(沿板厚方向距表面为板厚的1/8位置～沿板厚方向距表面为板厚的3/8位置的区域、即以沿板厚方向距表面为板厚的1/8位置为起点且以沿板厚方向距表面为板厚的3/8位置为终点的区域)的方式制取试验片。对试验片的截面进行镜面研磨，用Lepera腐蚀液腐蚀后，使用光学显微镜进行组织观察。
第二相通过Lepera腐蚀液而作为白色部显现，其他组织(贝氏体相)被染色，因此能够容易地进行判别。在白色部(亮部)和其以外的区域进行2值化，算出白色部的面积率。例如，通过使用Image-J等图像解析软件，将白色部和其以外的区域二值化，能够得到白色部的面积率及其以外的区域的面积率。观察视场设为3处以上，各视场的面积设为300μm×400μm以上。
通过算出在多个视场中测定出的白色部的面积率的平均值，得到第二相的面积率。通过算出在多个视场中测定出的白色部以外的区域的面积率的平均值，得到贝氏体相的面积率。
再者，在金属组织中存在铁素体相的情况下，铁素体相与贝氏体相同样地被染色成白色。但是，贝氏体相和铁素体相能够通过它们的形态观察而容易地判别。在存在铁素体相的情况下，从白色部以外的区域的面积率减去被判别为铁素体相的白色部的面积率，由此得到贝氏体相的面积率。贝氏体相作为板条状的晶粒而被观察到，铁素体相作为在内部不含板条的块状的晶粒而被观察到。
第二相的平均粒径：1.5μm以下
当第二相的平均粒径变大时，容易产生空隙，热轧钢板的扩孔性降低。为了抑制空隙的产生从而提高扩孔性，第二相的平均粒径越小越优选。当第二相的平均粒径超过1.5μm时，不能够得到期望的扩孔性。因此，第二相的平均粒径设为1.5μm以下。优选为1.4μm以下，更优选为1.3μm以下。
将第二相的平均粒径设为小于0.1μm在技术上是困难的，因此第二相的平均粒径可以设为0.1μm以上。
第二相的全部粒子之中的粒径的大小为前10％以内的粒子的平均粒径：2.5μm以下
第二相的全部粒子之中的粒径的大小为前10％以内的粒子的平均粒径大的情况下，空隙的产生起点变多，因此热轧钢板的扩孔性降低。因此，第二相的全部粒子之中的粒径的大小为前10％以内的粒子的平均粒径越小越优选。为了得到期望的扩孔性，将第二相的全部粒子之中的粒径的大小为前10％以内的粒子的平均粒径设为2.5μm以下。优选为2.3μm以下，更优选为2.2μm以下，更进一步优选为2.0μm以下。
粒径的大小为前10％以内的粒子的平均粒径的下限没有特别限定，可以设为1.5μm以上、1.7μm以上。
以下，对第二相的平均粒径的测定方法及第二相的全部粒子之中的粒径的大小为前10％以内的粒子的平均粒径的测定方法进行说明。
首先，从热轧钢板以能够观察与轧制方向正交的板厚截面且沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置(沿板厚方向距表面为板厚的1/8位置～沿板厚方向距表面为板厚的3/8位置的区域、即以沿板厚方向距表面为板厚的1/8位置为起点且以沿板厚方向距表面为板厚的3/8位置为终点的区域)的方式制取试验片。对试验片的截面进行镜面研磨，用Lepera腐蚀液腐蚀后，使用光学显微镜进行组织观察。使用图像解析软件(Image-J)，制作出白色部和其以外的区域的二值化图像。其后，以二值化图像为基础实施粒子解析，算出各个粒子的面积。观察视场设为3处以上，通过算出在各视场中得到的平均粒径的平均值，得到第二相的平均粒径。
接着，针对各视场，算出第二相的全部粒子之中的粒径的大小为前10％以内的粒子的平均粒径，算出全部视场的平均值，由此得到第二相的全部粒子之中的粒径的大小为前10％以内的粒子的平均粒径。
再者，粒径的大小为前10％以内的粒子的平均粒径是指：例如在1个视场中观察到的第二相的粒子为100个，从粒径小的粒子起依次赋予号码为1、2、3、…、99、100的情况下，第91号～第100号的粒子的粒径的平均值。
再者，对于面积小于0.5μm2的第二相，由于不会对热轧钢板的扩孔性造成影响，因此从上述测定(第二相的平均粒径及第二相的全部粒子之中的粒径的大小为前10％以内的粒子的平均粒径的测定)的测定对象排除在外。
(110)<112>取向的极密度：3.0以下
沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的金属组织中的(110)＜112＞取向的极密度是评价轧制织构的发达情况的指标。(110)＜112＞取向的极密度越发达，即(110)＜112＞取向的极密度越大，组织的各向异性就越大，热轧钢板的扩孔性越降低。当(110)<112>取向的极密度超过3.0时，扩孔性降低，因此(110)<112>取向的极密度设为3.0以下。优选为2.8以下、2.5以下、2.3以下。
(110)＜112＞取向的极密度越小，组织越无规化，热轧钢板的扩孔性提高，因此(110)＜112＞取向的极密度越小越优选。(110)<112>取向的极密度在不具有织构的情况下成为1.0，因此下限可以设为1.0。
以下，对(110)<112>取向的极密度的测定方法进行说明。
(110)<112>取向的极密度能够使用将扫描电子显微镜和EBSD解析装置组合而得到的装置及AMETEK公司制的OIM Analysis(注册商标)，根据对于通过EBSD(Electron BackScattering Diffraction)法测定到的取向数据使用球面调和函数进行计算而算出的表示3维织构的结晶取向分布函数(ODF：Orientation Distribution Function)求出。测定范围设为沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置(沿板厚方向距表面为板厚的1/8位置～沿板厚方向距表面为板厚的3/8位置的区域、即以沿板厚方向距表面为板厚的1/8位置为起点且以沿板厚方向距表面为板厚的3/8位置为终点的区域)且在轧制方向上为400μm的区域。优选以测定间距成为0.5μm/步(μm/step)以下的方式设定测定间距。
表面～沿板厚方向距表面为板厚的1/16位置的金属组织中的(110)<1-11>取向的极密度：3.0以下
表面～沿板厚方向距表面为板厚的1/16位置(以表面为起点且以沿板厚方向距表面为板厚的1/16的位置为终点的区域)的金属组织中的(110)＜1-11＞取向的极密度是评价热轧钢板的表层区域的剪切织构的发达情况的指标。当该位置的(110)＜1-11＞取向的极密度发达时、即(110)＜1-11＞取向的极密度变大时，组织的各向异性变大，热轧钢板的弯曲性降低。当(110)＜1-11＞取向的极密度超过3.0时，热轧钢板的弯曲性降低，因此(110)＜1-11＞取向的极密度设为3.0以下。优选为2.8以下、2.5以下、2.2以下。
(110)＜1-11＞取向的极密度越小，组织越无规化，热轧钢板的弯曲性越提高，因此(110)＜1-11＞取向的极密度越小越优选。(110)<1-11>取向的极密度在不具有织构的情况下成为1.0，因此下限可以设为1.0。
以下，对(110)<1-11>取向的极密度的测定方法进行说明。
(110)<1-11>取向的极密度能够使用将扫描电子显微镜和EBSD解析装置组合而得到的装置及AMETEK公司制的OIM Analysis(注册商标)，根据对于通过EBSD(Electron BackScattering Diffraction)法测定到的取向数据使用球面调和函数进行计算而算出的表示3维织构的结晶取向分布函数(ODF：Orientation Distribution Function)求出。测定范围设为表面～沿板厚方向距表面为板厚的1/16位置的区域(以表面为起点且以沿板厚方向距表面为板厚的1/16的位置为终点的区域)且在轧制方向上为400μm以上的区域来进行评价。优选以测定间距成为0.5μm/步以下的方式设定测定间距。
沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的金属组织中的直径20nm以下的MC碳化物的平均间距(平均间隔)：50nm以上
本实施方式的热轧钢板，在沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置(沿板厚方向距表面为板厚的1/8位置～沿板厚方向距表面为板厚的3/8位置的区域、即以沿板厚方向距表面为板厚的1/8位置为起点且沿板厚方向距表面为板厚的3/8位置为终点的区域)的上述金属组织中，直径20nm以下的MC碳化物的平均间距可以为50nm以上。
再者，在本实施方式中，MC碳化物是指TiC及VC等金属碳化物。
直径20nm以下的MC碳化物的平均间距尤其是能够通过更严格地控制热轧结束后的冷却速度来进行调整。具体而言，通过使热轧后的冷却中的平均冷却速度为90℃/s以上，能够在沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的上述金属组织中使直径20nm以下的MC碳化物的平均间距成为50nm以上。
通过将直径20nm以下的MC碳化物的平均间距设为50nm以上，能够进一步提高热轧钢板的低温韧性。
以下，对直径20nm以下的MC碳化物的平均间距的测定方法进行说明。
首先，从热轧钢板以能够观察与热轧钢板的轧制方向平行的板厚截面且沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置(沿板厚方向距表面为板厚的1/8位置～沿板厚方向距表面为板厚的3/8位置的区域)的金属组织的方式制取试验片。对截面进行电解腐蚀，利用透射型电子显微镜(TEM)以倍率20000倍拍摄10个视场。对于拍摄照片中的直径20nm以下的析出物，通过图像解析，求出最接近距离并算出它们的平均值，由此得到直径20nm以下的MC碳化物的平均间距。
再者，析出物的直径小于5nm的MC碳化物不对低温韧性的提高造成影响，且难以观察，因此从上述观察对象排除在外。另外，作为观察对象的MC碳化物是指TiC及VC等金属碳化物。
接着，对本实施方式的热轧钢板的优选的制造方法进行说明。
本实施方式的热轧钢板的优选的制造方法具备以下的工序。
将具有规定的化学组成的板坯加热至1100℃以上且小于1350℃的加热工序；
以热轧开始温度为1050～1200℃、精轧结束温度超过950℃且为1050℃以下的方式进行热轧的热轧工序；
在所述热轧结束后的1.0秒以内开始冷却，以30～150℃/s的平均冷却速度冷却至400～500℃的冷却停止温度的冷却工序；
在冷却至所述冷却停止温度后，在400～500℃的温度区域进行卷取的卷取工序；
在所述卷取后，以超过25℃/h且为100℃/h以下的平均冷却速度冷却至50℃以下的温度区域的卷冷却工序。
以下，对各工序进行详细说明。
加热工序
在加热工序中，将具有上述化学组成的板坯加热至1100℃以上且小于1350℃的温度。由于在板坯阶段存在的粗大的析出物会引起轧制中的裂纹、材料特性的降低，因此优选将热轧前的钢原料进行加热，使粗大的碳化物固溶。因此，加热温度优选设为1100℃以上。更优选为1150℃以上。另一方面，加热温度过高时，由于氧化皮产生量变多因而导致成品率降低，因此加热温度优选设为1350℃以下。更优选为1300℃以下。
再者，从制造成本的观点出发，进行加热的铸坯优选通过连续铸造来生产，但也可以通过其他铸造方法(例如铸锭法)进行生产。
热轧工序
热轧中的钢板温度对奥氏体中的Ti及Nb的碳化物、氮化物的析出给予影响。当热轧开始温度小于1050℃时，由于在热轧开始前开始析出，析出物粗大化，因此不能够将析出物控制为期望的形态，有不能够得到均质的板坯的情况。因此，热轧开始温度优选设设为1050℃以上。更优选为1070℃以上。
另一方面，当热轧开始温度超过1200℃时，难以在热轧中使析出物的析出开始，有不能够将析出物控制为期望的形态的情况。因此，热轧开始温度优选设为1200℃以下。更优选为1170℃以下。
精轧结束温度是对原始奥氏体粒的织构给予影响的因子。当精轧结束温度为950℃以下时，原始奥氏体粒的织构发达，有钢材特性的各向异性变高的情况。因此，精轧结束温度优选设为超过950℃。更优选为960℃以上。
另一方面，当精轧结束温度过高时，原始奥氏体粒的粗大化变得显著，第二相粗大化，因此有时不能够得到期望的扩孔性。因此，精轧结束温度优选设为1050℃以下。更优选为1020℃以下。
再者，也可以在热轧前对板坯进行粗轧从而制成粗棒之后，进行热轧。
另外，在精轧前，通常进行在钢板表面形成的氧化皮的除去(去氧化皮)。在本实施方式中，通过常规方法进行去氧化皮即可，例如，以喷射的水的冲撞压力低于3.0MPa的方式进行即可。若进行喷射的水的冲撞压力为3.0MPa以上的高压去氧化皮，则有不能够理想地控制表层中的织构的情况。
另外，在精轧中，为了理想地控制织构，最终道次中的压下率与倒数第二道次(比最终道次靠前1道次的道次)中的压下率的合计压下率设为小于30％。
冷却工序
在本实施方式中，为了得到期望的金属组织，复合且不可分地控制冷却工序中的热轧后的冷却条件及卷冷却工序中的卷取成卷状之后的冷却条件是有效的。
在上述的热轧中，在比较高的温度下进行了轧制，因此原始奥氏体粒的粗大化容易发展。因此，在精轧结束后，需要在短时间内开始冷却，抑制原始奥氏体粒的粗大化。若精轧结束后直到冷却开始为止的时间长，原始奥氏体粒粗大化，有不能够得到期望的第二相的平均粒径及第二相的全部粒子之中的粒径的大小为前10％以内的粒子的平均粒径的情况。冷却开始时间越早越好，在本实施方式中，热轧结束后优选在1.0秒以内开始冷却。更优选为0.5秒以内，进一步优选为0秒。
再者，此处所说的冷却开始时间是指精轧结束后直到开始后述的冷却(平均冷却速度为30～150℃/s的冷却)为止的经过时间。
热轧后的冷却优选以30～150℃/s的平均冷却速度进行至400～500℃的冷却停止温度。当平均冷却速度过慢时，铁素体析出，变得不能够得到期望量的贝氏体相，有不能够得到期望的抗拉强度和扩孔性这两者或者任一者的情况。另外，当平均冷却速度慢时，作为碳化物形成元素的Ti、V及Nb等与碳结合，大量形成析出物，有热轧钢板的低温韧性降低的情况。因此，热轧结束后的冷却的平均冷却速度优选设为30℃/s以上。
为了进一步抑制MC碳化物的量，需要提高平均冷却速度。在本实施方式中，为了在沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的金属组织中使直径为20nm以下的MC碳化物的平均间距为50nm以上，热轧后的冷却中的平均冷却速度可以设为90℃/s以上。
另一方面，当热轧结束后的平均冷却速度过快时，表面温度变得过低，在钢板表面容易生成马氏体，有不能够得到期望的延性和弯曲性、或其任一者的情况。因此，热轧结束后的冷却的平均冷却速度优选设为150℃/s以下。更优选为120℃/s以下，进一步优选为100℃/s以下。
再者，本实施方式中的平均冷却速度是将设定的范围的起点与终点的温度差除以从起点到终点的经过时间而得到的值。
当冷却停止温度在400～500℃的温度区域之外时，不能够在期望的温度区域进行后述的卷取工序。另外，为了得到期望的金属组织，为了在热轧后的冷却中抑制冷却中的铁素体相变，希望不进行空冷。
卷取工序
为了在停止热轧后的冷却之后，抑制铁素体相变而使贝氏体相变进行，另外，为了控制第二相的分布、形态、分率，优选以卷取温度成为400～500℃的温度区域的方式进行卷取。当卷取温度小于400℃时，变得容易产生马氏体相变，由此马氏体相的面积率提高，有不能够得到期望的延性的情况。因此，卷取温度优选设为400℃以上。更优选为420℃以上。
另一方面，当卷取温度超过500℃时，Ti、Nb及V等碳化物形成元素与碳结合，形成微细的MC碳化物，由此有热轧钢板的低温韧性劣化的情况。因此，卷取温度优选设为500℃以下。更优选为480℃以下。
卷冷却工序
卷取成卷状之后的冷却速度对第二相的组织分率给予影响。在卷冷却工序中，会进行向未相变奥氏体的碳浓化。未相变奥氏体是相变成第二相(马氏体相或马氏体-奥氏体混合相)之前的组织。当在卷取成卷状之后以25℃/h以下的平均冷却速度冷却时，未相变奥氏体分解，有不能够得到期望量的第二相的情况。另外，向未相变奥氏体的碳浓化过度进行，第二相的硬度变得过度，主相与第二相的组织间硬度差变大，由此有热轧钢板的扩孔性降低的情况。因此，平均冷却速度优选设为超过25℃/h。更优选为30℃/以上。
另一方面，当平均冷却速度过快时，在卷的内部与外部之间冷却速度产生差异，有不能够均匀地冷却的情况。因此，平均冷却速度优选设为100℃/h以下。更优选为80℃/h以下，更进一步优选为60℃/h以下。
卷取成卷状之后的冷却，优选以上述的平均冷却速度进行至50℃以下的温度区域。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明，但实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一个条件例。本发明并不被该一个条件例限定。本发明在不脱离本发明的主旨、且达到本发明的目的的限度下能够采用各种条件。
熔炼具有表1及表2的钢No.1～42所示的化学组成的钢，通过连续铸造制造出厚度为240～300mm的板坯。使用得到的板坯，采用表3及表4所示的制造条件来得到了热轧钢板。再者，表3及表4的“FT～CT间的平均冷却速度”表示从热轧后开始冷却时起直到卷取(冷却停止)为止的平均冷却速度。另外，精轧前，通过常规方法(喷射的水的冲撞压力小于3.0MPa)进行了去氧化皮。仅针对No.41，以喷射的水的冲撞压力成为3.5MPa的方式进行了去氧化皮。
Figure BDA0003599261920000231
Figure BDA0003599261920000241
Figure BDA0003599261920000251
Figure BDA0003599261920000261
对于所得到的热轧钢板，通过上述的方法，求出沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的组织分率、第二相的平均粒径、第二相的全部粒子之中的粒径的大小为前10％以内的粒子的平均粒径、(110)＜112＞取向的极密度及直径20nm以下的析出物的平均间距、以及表面～沿板厚方向距表面为板厚的1/16位置的金属组织中的(110)＜1-11＞取向的极密度。再者，关于试验No.18、33、35及36，第二相连结，不能够作为粒子来测定其粒径。
将得到的结果示于表5及表6。再者，关于贝氏体和第二相的面积率的合计未成为100％的例子，金属组织的剩余部分为铁素体。另外，试验No.24没有观察到直径20nm以下的析出物。
Figure BDA0003599261920000281
Figure BDA0003599261920000291
对于得到的热轧钢板，通过后述的方法求出抗拉强度TS、总伸长率El、扩孔率λ、极限弯曲半径R及延性脆性转变温度vTrs。
抗拉强度TS及总伸长率El
依据JIS Z 2241：2011，使用JIS5号试验片进行拉伸试验，由此得到抗拉强度TS及总伸长率El。再者，滑块(cross head)速度设为10mm/分。将抗拉强度TS为980MPa以上的情况视为强度优异而判定为合格，将小于980MPa的情况视为强度差而判定为不合格。将总伸长率El为13.0％以上的情况视为延性优异而判定为合格，将小于13.0％的情况视为延性差而判定为不合格。
扩孔率λ
使用60°圆锥冲头，在间隙成为12.5％的条件下冲裁直径10mm的圆形孔，以进行使毛边处于冲模侧的扩孔试验而得到的扩孔率λ来评价扩孔性。对于各试验编号，实施5次扩孔试验，算出它们的平均值，由此得到扩孔率λ。将扩孔率为60％以上的情况视为扩孔性优异而判定为合格，将小于60％的情况视为扩孔性差而判定为不合格。
极限弯曲半径R
采用通过进行V弯曲试验而得到的极限弯曲半径R评价弯曲性。极限弯曲半径R是以与轧制方向垂直的方向成为长度方向(弯曲棱线与轧制方向一致)的方式，依据JIS Z2248：2014，使用1号试验片进行V弯曲试验而得到的。
冲模与冲头构成的角度设为60°，以0.1mm为单位改变冲头的顶端半径，进行V弯曲试验，求出不产生龟裂且能够弯曲的冲头的顶端半径的最大值。将不产生龟裂且能够弯曲的冲头的顶端半径的最大值作为极限弯曲半径R。在将极限弯曲半径R除以试验片的板厚t而得到的值(R/t)为1.0以下的情况下，视为弯曲性优异而判定为合格，在表7及表8中记载为“Good(好)”。另一方面，在将极限弯曲半径R除以试验片的板厚t而得到的值(R/t)超过1.0的情况下，视为弯曲性差而判定为不合格，在表7及表8中记载为“Bad(差)”。
延性脆性转变温度vTrs
对于延性脆性转变温度(韧脆转变温度)vTrs，使用JIS Z 2242：2018中规定的2.5mm小尺寸的V切口试验片，进行夏比冲击试验。求出脆性断面率成为50％的温度，将其作为延性脆性转变温度vTrs。将延性脆性转变温度vTrs为-40℃以下(包括-40℃在内，-40℃或更低的值)的情况视为低温韧性优异而判定为合格，将超过-40℃且(不包含-40℃，大于-40℃的值)的情况视为低温韧性差而判定为不合格。另外，将延性脆性转变温度vTrs为-70℃以下的情况判断为低温韧性更优异。
将以上的试验结果示于表7及表8。
表7
Figure BDA0003599261920000321
下划线表示在本发明的范围外、或是不令人满意的特性。
表8
Figure BDA0003599261920000331
下划线表示在本发明的范围外、或是不令人满意的特性。
观察表5～8可知，本发明例具有优异的强度、延性、弯曲性、扩孔性及低温韧性。另外可知直径20nm以下的析出物的平均间距为50nm以上的本发明例具有更优异的低温韧性。
另一方面，可知比较例的强度、延性、弯曲性和扩孔性之中的1个以上的特性差。
产业上的可利用性
根据本发明的上述方式，能够提供具有优异的强度、延性、弯曲性、扩孔性及低温韧性的热轧钢板及其制造方法。

Claims (3)

1.一种热轧钢板，其特征在于，
化学组成以质量％计含有
C：0.040～0.150％、
Si：0.50～1.50％、
Mn：1.00～2.50％、
P：0.100％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.01～0.10％、
N：0.0100％以下、
Ti：0.005～0.150％、
B：0.0005～0.0050％、
Cr：0.10～1.00％、
Nb：0～0.06％、
V：0～0.50％、
Mo：0～0.50％、
Cu：0～0.50％、
Ni：0～0.50％、
Sb：0～0.020％、
Ca：0～0.010％、
REM：0～0.010％、和
Mg：0～0.010％，余量为铁及杂质，
在沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的金属组织中，
以面积率计，主相为90.0～98.0％的贝氏体相，第二相为2.0～10.0％的马氏体相或马氏体-奥氏体混合相，
所述第二相的平均粒径为1.5μm以下，
所述第二相的全部粒子之中的粒径的大小为前10％以内的粒子的平均粒径为2.5μm以下，
(110)<112>取向的极密度为3.0以下，
在所述表面～沿板厚方向距所述表面为板厚的1/16位置的金属组织中，(110)<1-11>取向的极密度为3.0以下。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，
在沿板厚方向距所述表面为板厚的1/4位置处的所述金属组织中，直径20nm以下的MC碳化物的平均间距为50nm以上。
3.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于，
所述化学组成以质量％计含有选自
Nb：0.005～0.06％、
V：0.05～0.50％、
Mo：0.05～0.50％、
Cu：0.01～0.50％、
Ni：0.01～0.50％、
Sb：0.0002～0.020％、
Ca：0.0002～0.010％、
REM：0.0002～0.010％、和
Mg：0.0002～0.010％
之中的1种或2种以上。
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